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ISSN : 1225-7591(Print)
ISSN : 2287-8173(Online)
Journal of Korean Powder Metallurgy Institute Vol.22 No.4 pp.271-277
DOI : https://doi.org/10.4150/KPMI.2015.22.4.271

The Effect of Oxides Additives on Anti-corrosion Properties of Sintered 316L Stainless Steel

Jong-Pil Lee, Ji-Hyun Hong, Dong-Kyu Park, In-Shup Ahn*
School of Nano and Advanced Materials Science & Engineering, and LINC, Gyeongsang National University, 900 Gajwa-dong, Jinju, Gyeongnam 660-701, Korea
Corresponding author In-Shup Ahn, TEL: +82-55-772-1662, FAX: +82-55-772-1670, ais@gnu.ac.kr
July 29, 2015 August 24, 2015 August 26, 2015

Abstract

As wrought stainless steel, sintered stainless steel (STS) has excellent high-temperature anti-corrosion even at high temperature of 800ºC and exhibit corrosion resistance in air. The oxidation behavior and oxidation mechanism of the sintered 316L stainless was reported at the high temperature in our previous study. In this study, the effects of additives on high-temperature corrosion resistances were investigated above 800ºC at the various oxides (SiO2, AL2O3, MgO and Y2O3) added STS respectively as an oxidation inhibitor. The morphology of the oxide layers were observed by SEM and the oxides phase and composition were confirmed by XRD and EDX. As a result, the weight of STS 316L sintered body increased sharply at 1000°C and the relative density of specimen decreased as metallic oxide addition increased. Compared with STS 316L sintered parts, weight change ratio corresponding to different oxidation time at 900°C and 1000oC, decreased gradually with the addition of metallic oxide. The best corrosion resistance properties of STS could be improved in case of using Y2O3. The oxidation rate was diminished dramatically by suppression the peeling on oxide layers at Y2O3 added sintered stainless steel.


STS 316L 소결체의 부식 저항 특성에 미치는 금속산화물 첨가의 영향

이 종필, 홍 지현, 박 동규, 안 인섭*
경상대학교 나노·신소재융합공학부 및 LINC 사업단

초록


    National Research Foundation of Korea No. NRF-2013R1A1A2063036

    1.서 론

    일반적인 STS 316은 오스테나이트 계 Cr-Ni-Mo합금으 로서 Mo이 특히 침식부식 (pitting corrosion) 을 방지 하 여 304합금보다 더 우수한 부식성을 부여하고, 고용강화 효과를 일으켜 고온강도를 증가시키는 것으로 알려져 있 다[1]. 또한 좋은 내식성이 요구되는 용접부의 경우는 용 접 시 탄화물 석출이 일어나지 않도록 탄소 함량을 낮춘 STS 316L이 사용된다. STS 316과 316L의 산화 저항온도 는 900~1000 정도로서, 열처리에 의해 경화되지 않고, 쉽 게 가공이 가능하다. 특히, STS 316L은 상온 및 고온에서 내식성 및 내열성이 탁월하여 고온재료로 사용되는 재료 이다. 이러한 특성으로 STS 316L은 고온에서 작동하는 자 동차 배기 계의 전단에 위치한 exhaust manifold[2]와 turbocharger 부품, 노 부품, 열 교환기, 제트엔진 부품, 제 지, 섬유 등의 화학장치, 해수분위기에 노출되는 부품 등 에 널리 쓰인다[3, 4]. 스테인리스 스틸은 고온에서 표면에 보호성 산화물이 형성된다. 산화물의 성장속도는 수많은 금속학적 및 환경적 요인과 산화물 자체의 성질에 따라 결정된다. 스테인리스 스틸 같은 합금의 산화 저항성은 산 화물의 안정성, 결함 특성, 접착성 등에 따라 달라지는데, 스테인리스 스틸이 산화에 강한 저항성을 갖는 이유는 보 통 Cr2O3의 형성과 관련이 있다. 이 산화물은 대개 순수한 Cr산화물이 아니라 Fe, Mn, Ni등을 소량 포함한다. STS 304과 같은 저 Cr 스테인리스 스틸은 표면에 (Fe0.6Cr0.4)2O3 산 화물이나 FeCr2O3와 같은 스피넬 산화물이 형성되기도 하 며, 조건에 따라서는 이러한 스피넬 산화물도 비교적 보호 성이 있지만, Cr2O3가 형성되고 유지될 때 가장 보호성이 높은 것으로 알려져 있다[4, 5].

    일반적으로 스테인리스 스틸은 대부분 주조법으로 제조 되고 있으나, 분말야금법 (P/M) 으로 만들어진 스테인리 스 스틸은 복잡한 소형부품을 낮은 생산가격으로 제조할 수 있는 이점이 있어, 최근에는 소결 스테인리스 스틸이 자동차 배기장치, 다공성 필터, 터보콤프레샤, 그리고 고 온에 노출되는 부품들의 구성품으로 많이 사용되고 있다 [2]. 그러나 일반 스테인리스 스틸보다 더 부식을 잘 일으 키는 기공구조를 가지고 있는 소결 스테인리스 스틸은 내 부까지 개기공을 통해 산화가 진행되므로 galvanic couple 을 형성하여 활성표면을 증가시키는 역할을 한다. 분말야 금법으로 제조된 소결체는 표면과 내부에 기공이 존재하 며, 그 기공의 존재로 소결체의 기계적 특성, 내산화성과 내식성의 변화가 일어난다. 소결 스테인리스 스틸의 고온 산화 거동에 대한 몇몇 데이터들은 소결 스테인리스 스틸 의 고온 산화거동이 일반적인 스테인리스 스틸의 부식거 동을 따르지 않는 다고 알려져 있다[2, 3]. 전술한 바와 같 이 스테인리스 스틸은 표면에 열역학적으로 안정하고, 성 장속도가 느리며, 접착력이 좋은 Cr2O3을 생성시켜 대기 중의 고온에서 matrix합금을 보호한다[6]. 그러나 이러한 보호피막은 산화피막의 성장에 따른 growth stress에 의한 응력을 받게 되며 온도변화에 따른 모재와 산화피막간의 열팽창계수 차이에 의한 열응력을 발생시킨다[7]. 이러한 응력은 산화피막의 균열, 기지합금으로부터의 산화피막 박리 등을 일으켜 파괴가 일어나면, 기지합금에 함유되어 있던 보호막 형성원소가 표면으로 확산되어 보호막이 재 생성 되면서 재료를 보호하게 된다. 이러한 현상의 반복적 으로 일어나면서 합금 중 보호피막을 형성하는 원소가 고 갈되어 재료의 내식성이 감소하는 것이다[6]. 또한 문헌에 따르면 NiFe2O4산화물이 형성 될 때에는 모재와 산화층 사이의 부착성을 떨어뜨리면서 박리를 촉진시키는 것으로 보고되었다[8]. 이러한 현상을 방지 할 수 있는 방법으로 Al, Si 등의 금속원소를 첨가하는 방법이 알려져 있다. Al 을 스테인리스 스틸 합금에 첨가 했을 때 대기 중의 산소 와 가장 먼저 반응하여 안정한 산화알루미늄을 표면에 형 성한다. 이 산화알루미늄 피막이 합금의 내산화막 역할을 하게 되어 고온에서도 합금 내부를 안전하게 보호할 수 있는 역할을 하는데, 이렇게 형성된 Al2O3 layer는 산소 이 온의 내부 침투와 합금 내 알루미늄 이온의 외부 확산을 억제할 뿐만 아니라, 다른 산화물 생성을 억제하기 때문에 금속모재의 빠른 파괴를 방지하고 보호한다고 하였다. 하 지만 이러한 방법은 Al 원소가 고갈되는 시점에서 내산화 성이 감소하게 됨으로 많은 양을 첨가해야 함으로 경제적 인 측면에서 불리하다고 할 수 있다. Si을 첨가할 경우 Cr2O3산화피막 아래에 얇은 산화막 SiO2를 형성하여 각종 원소의 확산을 저지하여 내산화성을 크게 증진 시키지만 다량 첨가량이 증가하면 재료를 취약하게 만드는 것으로 알려져 있다[9].

    한편 I.S. Kim, C.Y. Kang 등에 의하면 열적으로 안정성 이 뛰어난 Al2O3, SiO2,TiO2의 미세 산화물 입자를 페라이 트강에 기계적 합금화에 의해 분산시켜 고온산화실험을 실시한 결과, 첨가된 금속산화물이 금속기지내 입계에 분 산되어 입계를 통한 페라이트강의 Cr 확산이 지연되고 외 부로부터의 산소유입을 방해하여 무게증가율이 현저히 낮 아졌음을 보고하고 있다[10]. 또한 M.F. Pills, E.G. Araujo 등은 304L 스테인리스 스틸에 La2O3, Y2O3, Yb2O3등의 희토류 계 금속산화물을 첨가 했을 때 고온에서 기지내부 로 확산하는 산소이온의 확산을 차단하여 시간에 따른 무 게증가율이 현저히 낮아지고 금속기지/산화층 간의 박리 현상이 개선되었음을 보고하였다[11]. 즉, 소결 스테인리 스 스틸의 경우 개기공을 통해 산화가 주로 진행이 되지 만 이러한 산화물을 첨가하면 개기공에 주로 분포하여 모 재 내로 산소의 내부 확산을 저지시키며, Cr 산화물 성장 을 촉진시키고 표면 Cr2O3층 형성에 필요한 임계농도를 줄이는 역할을 하여 내산화성을 증가 시킨다[12].

    따라서 이러한 금속산화물의 첨가 효과에 대한 내용을 바 탕으로 본 연구에서는 STS 316L 소결체에 대표적인 희토류 계 산화물인 Y2O3와 일반적인 금속산화물 Al2O3, SiO2, MgO 첨가에 따른 STS 316L 소결체의 산화거동에 대해 연구하 였다.

    2.실험 방법

    본 연구에서 사용된 STS; stainless steel (korea standard) 316L 분말은 Daido 사(일본)의 제품이며, 첨가물질로 사용 된 금속산화물 분말은 Alfa 사(미국)에서 판매하는 제품을 사용하였다. STS 316L 분말에 첨가되는 금속산화물은 순 도가 99% 이상인 Al2O3, SiO2, MgO 및 Y2O3를 사용하였 으며 STS 316L의 조성을 표 1에 나타내었으며, 표 2에 각 각의 입도와 밀도를 나타내었다. 그림 1은 본 연구에서 진 행된 전체적인 실험의 흐름을 나타내는 공정도로서 STS 316L 분말에 각각의 산화물 분말을 6 wt.%까지 첨가하고 액체파라핀(결합제)와 스테아린산(분산제)를 함께 넣고 2 시간 동안 혼합을 실시하였다. 혼합한 분말을 유압식 성형 장비를 이용하여 성형공정을 실시하였다. 성형체는 49×7×2 mm의 크기를 가지는 bar 형태로 제조하였으며 성형체의 소결은 Pusher type furnace에서 1270°C의 온도에서 한 시 간 동안 소결 하였고 분해암모니아가스 (H 가스량: 10 NmNm3/Hr, N 가스량: 12 Nm3/Hr)분위기 하에서 진행 하였다. STS 316L 분말과 금속 계 산화물을 혼합한 시편 의 산화 시간에 따른 고온 산화 거동을 알아보기 위해서 900°C와 1000°C 온도에서 210 시간 동안 산화시켜 각각 시간에 따른 산화 거동을 조사하였다. 산화실험은 대기 중 에서 실시하였으며, 승온시간 30°C/min으로 300°C까지 가 열하여 10분 예열을 한 다음, 승온시간 15°C/min으로 목 표온도까지 가열하여 목표온도에 도달 했을 때 시편을 장 입하였다. 시편은 시간 별로 로에서 꺼내어 공냉을 실시하 였으며, 시편의 단위면적당 중량변화를 측정 하였다. 고온 산화 시간의 영향과 산화층의 특성을 조사하기 위하여 생성 된 각 산화층의 미세조직을 SEM (Scanning Electron Microscope, JSM-7610F) 과 광학현미경 (Optical microscope, ICS-305B) 을 사용하여 관찰하였다. 또한, XRD (X-ray Diffractometer, DZ PHASER), EDS (Energy Dispersive Spectroscopy) 를 이용해 산화층 생성상의 상 분석과 성분 분석을 실시하였다.Table .1-2

    3.실험결과 및 고찰

    금속산화물 Al2O3, SiO2, MgO 및 Y2O3를 STS316L에 각각 16 wt.% 첨가한 각 시편의 상대밀도 측정값을 그림 2에 나타내었다. 순수한 STS 316L 시편의 상대밀도는 86.8으로 나타났으며, 금속산화물을 첨가 하면 기존의 STS 316L의 상대밀도보다 낮아졌다. 이러한 결과는 동일 한 성형압으로 성형하였을 때 산화물로 인해 성형성이 떨 어지기 때문이며, 기공관찰 결과, STS 316L 시편의 기공 수와 크기가 대체적으로 작고 산화물 첨가량이 증가함에 따 라 기공의 수와 크기가 증가하는 양상을 나타내었다. 이는 첨가된 금속산화물이 STS 316L 분말 사이에 분포하여 소결 시 스테인리스 스틸 분말의 입자간 물질이동 및 넥(neck)형 성을 방해하는 역할을 했기 때문이다[11]. 하지만 그림에서 보여주는 바와 같이 산화물 첨가량이 동일한 경우에는 산화 물의 종류에 따라 상대밀도가 크게 달라지지 않았다.

    금속산화물을 각각 STS 316L에 첨가한 소결체를 대기 중의 900°C에서 210시간 산화시험을 실시한 후 무게증가 율을 그림 3에 나타내었다. 실험결과 그림 3에서 나타내 는 바와 같이 초기 10시간 까지는 산화물을 첨가한 시편 의 무게증가율이 STS 316L 소결체 보다 다소 높은 것을 알 수 있는데, 이는 앞서 실시한 상대밀도측정 결과와 관 련이 있는 것으로 판단된다. 금속 산화물이 첨가됨에 따라 소결체에 기공의 분포가 많아지고 산화시험초기에 기공을 통한 대기 중의 산소가 더 많이 유입되어 10시간 까지 무 게증가율이 높아지는 것으로 추측할 수 있다. 한편 금속 산화물의 함량이 증가함에 따라 각 온도에서 시간에 따른 무게증가율이 STS 316L 소결체와 비교해서 다소 감소하 는 것으로 나타났으며 전체적으로 3 wt.%를 첨가하였을 때가 가장 낮은 무게증가율을 나타내었다. 또한 MgO, SiO2를 6 wt.%까지 첨가했을 경우는 오히려 내산화성이 감소하는 것으로 나타났다. 따라서 금속산화물 첨가량이 3%이상 되면 내산화성의 개선에 오히려 나쁜 영향을 준 다. 이는 산화물의 양이 많아질수록 소결 밀도의 저하와 관계가 있는 것으로 사료된다.

    900°C 산화시험 결과를 토대로 Al2O3, SiO2, MgO, Y2O3 를 각각 3 wt.% 첨가한 시편을 이용해 대기 중 1000°C에 서 210시간 동안의 산화시험에 따른 무게증가율을 그림 4 에 나타내었다. 1000°C에서 실시한 순수한 STS 316L 소 결체는 120시간을 기점으로 무게증가가 급증하는 현상이 발생하였다. 이는 서론에서 언급했던 대로 고온에서 장시 간 산화분위기에 노출된 시편에서 열응력과 성장응력 때 문에 금속과 밀착성을 유지하던 산화막의 박리와 열팽창 으로 인한 시편의 균열로 인한 것으로 판단하였다. 반면 Al2O3, SiO2, MgO, Y2O3를 각각 3 wt.% 첨가한 소결체의 경우 시간이 경과함에 따라 무게가 증가하는 양상을 보이 나 순수한 STS 316L 소결체에서 나타났던 급격한 무게 증가율을 보이지는 않는 것으로 나타났다. 이는 앞서 서론 에서 언급했듯이 금속산화물을 첨가함으로써 고온에서 기 지내부로 확산하는 산소이온의 확산을 차단하여 시간에 따른 무게증가율이 현저히 낮아지며, Cr2O3층 아래에 금 속산화물 층을 형성하여 산소의 확산을 저지하여 내산화 성을 증가시키는 것으로 생각된다. 210시간까지의 산화실 험을 통해서 Y2O3>MgO>Al2O3>SiO2순으로 내식성이 좋 은 특성을 나타내었다.

    Al2O3, SiO2, MgO, Y2O3를 각각 3 wt.% 첨가한 시편의 대기 중 1000°C에서 210시간 동안까지 각각의 산화시간 에 따른 XRD 분석결과를 그림 5에 나타내었다. 금속산화 물을 각각 3 wt.% 첨가했을 시 첨가된 산화물의 피크는 관찰되지 않았으며, 관찰되는 산화물 피크의 종류 또한 앞 서 실시한 STS 316L 소결체의 산화시험에서 나타난 γ-Fe, Fe2O3, (Fe0.6Cr0.4)2O3, NiFe204, 피크만이 존재함을 알 수 있었다. Al2O3, SiO2, MgO, Y2O3를 첨가한 시편 모두 시 간이 경과함에 따라 120시간 까지는 γ-Fe 피크가 감소하 고 Fe2O3, (Fe0.6Cr0.4)2O3피크가 뚜렷하게 나타났으며 120 시간까지 감마 피크가 존재함을 알 수 있다. 하지만 210시 간 경과 시에는 Al2O3, SiO2, MgO를 첨가한 시편에서는 γ- Fe 피크가 관찰되지 않았으며 무게증가가 가장 적었던 Y2O3 를 3 wt.% 첨가한 시편에서는 210시간 경과 시에도 γ-Fe 피 크가 존재하는 것으로 확인되었다. 이는 Y2O3를 첨가하면 금속과 산화층간의 계면 부착성이 감소시키는 NiFe2O4상을 형성하게 되는 상이 늦게 분해되어 산소의 유입을 차단 혹 은 지연시키는 결과를 가져오게 되어 시편에 비해 모재를 210시간까지 보호해준 역할을 했던 것으로 판단된다[7].

    대기 중의 1000°C에서 210시간까지 산화시험을 진행한 후 STS 316L과 Y2O3를 첨가한 단면 미세조직 사진을 그림 6에 나타내었다. 먼저 표면 산화막의 두께는 대체적 으로 산화시간에 비례하여 증가하였다. STS 316L 소결체 의 경우는 30시간 산화시킨 후부터 표면부에 생긴 균열로 인해 외부산화막 외에 내부 산화막이 생성되며 외부 산화 막은 Fe+3이온의 외방확산과 O–2이온의 내 확산에 의해 성 장하고, 내부 산화막은 보호피막인 Cr2O3가 산화막에서의 Cr소모에 의해 Cr결핍이 산화막 아래에 발생하면서 성장 한다[1]. 외부산화막과 내부 산화막 사이에 발생하는 균열 은 산화막이 형성 되면서 산화물의 부피 팽창을 동반하여 외부 산화막 쪽에는 압축응력, 내부 산화막 쪽에는 인장응 력을 야기하여 균열을 발생시키기 때문에 균열이 발생하 는 것으로 사료된다[12]. 한편 산화분위기에 노출되는 시 간이 길어짐에 따라 산화층 내에 수많은 기공이 관찰되었 다. 이는 소결체에 존재하던 기공이 아닌 산화과정에서 생 성된 기공으로 판단되며, 산화막 내 기공은 Cr2O3가 산화 막/기지 계면 내에 생성되면 외부 산화막이 성장하기 위해 필요한 Fe이온의 공급이 원활하지 못하여 산화막에 이온 결핍현상이 일어나고, Fe이온이 산화막으로부터 해리하여 산소분압이 높은 대기/산화막 계면 쪽으로 이동하고 성장 하여 산화막 내부에는 기공이 생성된다. 이러한 기공들은 산화막의 응력 집중원으로 작용하여 산화막의 균열을 촉 진시킨다는 결과와 일치한다[11].

    Y2O3를 첨가한 시편의 경우 210시간까지 상대적으로 금 속으로부터 표면산화물의 박리현상이 적은 결과에서 활성 원소 산화물 분산에 의한 금속기지와 산화물계면에 화학 결합 강화, 산소유입의 지연효과 혹은 성장응력을 완화 시 켜 부착성을 증진시킨다는 이론적 모델의 주장과 유사한 것으로 나타났다[12].

    또한 Al2O3, SiO2, MgO를 3wt.% 첨가했을 경우 120시 간 경과 시 금속/산화층 간의 박리현상이 일어났으며 210 시간 경과 시에 더욱 두드러진 박리현상이 일어남을 알 수 있다. 이러한 현상으로 미루어 볼 때 Al2O3, SiO2, MgO 를 첨가했을 때 입계를 통한 산소의 침투나 기지원소의 외 부 확산으로 인한 산화를 어느 정도 억제하여 산화층의 성 장속도를 지연시켜 주는 효과가 있는 것으로 사료된다[11].

    그림 7은 STS316L에 금속산화물을 첨가한 EDS 분석결 과이다. (a)는 316L, (b)는 Y2O3를 첨가한 316L로써, 316L 의 산화층(a)의 외부(1)에는 Cr과 Ni이 소량 고용되어 있 는 Fe2O3이고, 내부산화막 (2)은 Ni이 고용되어 있는 (Fe0.6Cr0.4)2O3 산화물이며, 내부 산화막과 모재사이(3)에는 Cr이 고용되어 있는 NiFe2O4 산화물존재하며, 기공 주위 의 (4)번 영역은 산화물로서 주로 Cr2O3가 기공을 채우고 있음을 알 수 있다. 이와 같이 STS 316L 시편의 경우 산 화층의 표면 아래에는 (Fe0.6Cr0.4)2O3산화물 상의 존재에서 추측할 수 있는 바와 같이, 기지 내에 존재하던 상당량의 Cr이 표면층으로 이동해서 Fe와 복합 산화물층을 형성한 것으로 생각되며, 이러한 금속산화물은 기공주위에 분포 하여 외부의 산소유입을 차단하여 내산화성을 증가시키는 것으로 사료된다. 또한 산화피막과 기지금속사이에는 균 열발생층으로 인한 내부 산화막이 생성되는데, 저온에서 Ni은 산화막/기지 금속계면의 안쪽에 주로 존재하며, 경우 에 따라 스케일 내에서 spinel 산화물을 형성하여 산화 속 도를 감소시킨다고 보고되어지지만[13, 14], 고온에서는 Ni은 부착력이 약한 NiFe2O4로 산화되는 것으로 알려져 있다. 본 연구에서는 이러한 Ni-Fe 복합산화물이 모든 시 편에 나타난 것을 XRD와 EDS 특성평가를 통하여 확인하 였으며, 이로 인하여 NiFe2O4이 기지와 산화층의 결합력 을 약화시켜 박리현상을 유도한 것으로 판단된다.

    Y2O3를 첨가한 STS316L의 경우는 그림 7(b)의 (1)과 같 은 산화물 층 내부의 균열 주변에 Fe-Cr산화물이 많이 존 재하고 있으며 (b)(2)와 (b)(3)에서 보는 바와 같이 균열아 래영역에서도 Fe-Ni산화물층이 거의 존재하지 않는 것을 확인할 수 있었다. 이는 첨가제로 들어가는 Y2O3는 주로 기지합금의 입자 사이에 존재하면서 Ni의 표면층으로 확 산하는 것을 억제한 것으로 판단되며, 산화층에 생긴 균열 주위의 Fe-Cr산화물은 NiFe2O4 상과는 달리 산화피막을 박리시키지 않기 때문에 내식성이 향상된 것으로 사료된 다. 따라서 금속산화물을 첨가 하면 STS 316L 보다 박리 현상이 지연되는 것도 Ni-Fe 복합산화물의 생성을 억제하 여 산화층과 모재 사이의 부착력의 약화를 지연시키는 역 할을 한 것으로 사료된다.

    4.결 론

    금속 산화물 첨가에 따른 STS 316L 부식 저항 특성에 대한 실험결과, 다음과 같은 결론을 얻을 수 있었다.

    1. Y2O3가 첨가된 시편의 분석결과, 1000°C에서 210시 간 산화시험 후 경과 시에도 오스테나이트 상이 남아 있 으며 이는 Ni-Fe 산화물의 형성을 감소시키는 역할을 한 것으로 여겨진다.

    2. STS 316L에 금속산화물이 첨가됨에 따라 고온 내식 성이 개선 되었으며 이는 금속기지에 분산되어 있는 첨가 된 금속 산화물이 금속/산화층 간 계면에서 산소의 유입을 어느 정도 차단 시켜 산화 지연 효과가 있었다.

    3. Y2O3가 첨가된 316L 시편의 표면 산화층의 성장속도 가 가장 느렸고 210시간 까지 상대적으로 표면 산화층의 부착성이 유지되었는데, 이는 모재와 산화층 사이의 부착 력을 약화시키는 Ni-Fe 산화물의 생성을 억제하였기 때문 인 것으로 판단된다.

    Figure

    KPMI-22-271_F1.gif
    Flow chart of experimental procedure.
    KPMI-22-271_F2.gif
    Relative density of respective sintered specimens with amount of metal oxides additives.
    KPMI-22-271_F3.gif
    Weight gain of oxide added specimens after oxidation tests at 900°C for 210 hrs in air: (a) STS/SiO2, (b) STS/MgO, (c) STS/Al2O3, and (d) STS/Y2O3.
    KPMI-22-271_F4.gif
    Weight gain of 3 wt.% oxide added specimens after oxidation tests at 1000°C for 210 hrs in air.
    KPMI-22-271_F5.gif
    X-ray diffractograms corresponding to respective specimens after different periods of exposure at 1000°C in air: (a) STS 316L, (b) STS/Al2O3-3vol.%, (c) STS/SiO2-3vol.%, (d) STS/MgO-3vol.%, and (e) STS/Y2O3-3vol.%.
    KPMI-22-271_F6.gif
    Microstructures images of respective specimens after different periods of exposure at 1000°C in air.
    KPMI-22-271_F7.gif
    EDS mapping results of respective specimens after 210 hr exposure at 1000°C in air: (a) STS 316L and (b) STS/Y2O3- 3vol.%.

    Table

    Composition of the 316L stainless steel powders (wt.%)

    Mean particle size (D50) and density of respective powders

    Reference

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